技術資料＞ Ni 基超合金 Alloy718 の積層造形における介在物の生成挙動

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技術資料
Technical Data

Ni基超合金Alloy718の積層造形における介在物の生成挙動
臼田輝貴＊，山田慎之介＊，大﨑元嗣＊，鈴木寿穂＊

Investigation of Inclusion Formation Behavior in Additive
Manufacturing of Ni-Based Superalloy Alloy718
Teruki USUDA, Shinnosuke YAMADA, Mototsugu OSAKI and Toshio SUZUKI
Synopsis
Recently, the technology of Additive Manufacturing (AM) has been applied as a new manufacturing process. Among several AM
processes, the Laser Powder Bed Fusion (L-PBF) process of irradiating a laser to the powder bed has started to be applied to theaerospace and medical industries, because it is possible to produce precise and complicated parts. Also, Ni-based superalloys,
which have good heat and corrosion resistance, are often used as materials for equipment functioning under harsh conditions suchas rocket engines and turbine blades. Accordingly, it is expected that Ni-based superalloys for L-PBF will be required to deliver
high performance in terms of not only high powder bed filling rates through improved supply, but also increased purity. Generally,
it is known that some mechanical properties are influenced by inclusions in cast and wrought materials. However, in AM processmaterial, there are few reports about inclusion formation behavior. In this study, several Alloy718 powders with different amountsof oxygen and nitrogen were prepared, and inclusion of those powders and AM materials were investigated and compared so as
to better understand inclusion formation behavior in the L-PBF process. As a result, many inclusions were observed in the O- andN-rich content powder, and AM material. No significant differences were observed in the amount, maximum size, and compositionof inclusions between powders and AM materials. Therefore, it is suggested that inclusions do not transform in the L-PBF process,and the state of inclusions after additive manufacturing using L-PBF is mainly determined by the powder manufacturing process.

1．背景近 年， 付 加 製 造 技 術（AM，Additive Manufacturing）の一つである 3 次元積層造形技術は，新しいものづく

Jetting）に分類される 1）～ 3）（Fig. 1）．PBF としては，熱源にレーザーを使用したレーザー式粉末床溶融結合法（L-PBF，Laser Powder Bed Fusion）や電子ビームを使用
した電子ビーム式粉末床溶融結合法（EB-PBF，Electron

り形態として脚光をあびている．ASTM F2792 によっBeam Powder Bed Fusion）がある．L-PBF は粉末積層厚て規定された定義に基づくと，主に金属材料を用いた

さ数十 μm 単位の粉体床に対して微細レーザーを選択的AM 技術としては，広義では粉末床溶融結合法（PBF，に照射し，粉体床を溶融させ，その溶融層を積層させる

Powder Bed Fusion）と指向性エネルギー堆積法（DED，Directed Energy Deposition），接合材噴射法（BJ，Binder

ことで造形する方法である．L-PBF はその設計自由度の高さから，精密かつ複雑なニアネット構造化，最適形状

2020年 4月 3日 受付＊ 大同特殊鋼㈱技術開発研究所（Corporate Research & Development Center, Daido Steel Co., Ltd.）

30

電気製鋼 第 91 巻 1 号 2020 年

による軽量構造部品の製造が可能であり，航空宇宙産業や医療部品などのさまざま分野での適用されている

末とその積層造形物の介在物を各種方法で調査した．

1）～ 5）．

2．実験方法

Metal Additive Manufacturing
PBF (Powder Bed Fusion)
L-PBF (Laser Powder Bed Fusion)
EB-PBF (Electron Beam Powder Bed Fusion)

2.

1

粉末の製造方法

供 試 材 の 粉 末 は， 汎 用 鋼 種 で あ る Ni 基 超 合 金Alloy718 を異なる 2 つの製造方法で作製した．1 つはDED (Directed Energy Deposition)
L-DED (Laser Directed Energy Deposition)
EB-DED (Electron Beam Directed Energy Deposition)
WAAM (Wire Arc Additive Manufacturing)

高周波誘導加熱真空溶解炉において Ar ガス噴霧して製造され（Powder A），もう 1 つは高周波誘導加熱大気

溶解炉において N2 ガス噴霧して製造されたものである（Powder B）．各粉末とも分級処理を行うことにより，公称粒度を 45 μm 以下に調整した．

BJ (Binder Jetting)Fig. 1. Classification of metal additive manufacturing.
特に，耐熱性や耐食性に優れた Ni 基超合金はロケッ

各粉末の成分は化学およびガス分析によって測定した． 粉 末 外 観 は SEM-EDX（S4700，HITACHI 製 ） に
よって撮影した．粉末分布および円形度は湿式粒子画

トエンジンやタービン翼といった苛酷環境下で稼働する像測定装置（PITA-03，SEISHIN ENTERPRISE 社製）に機器の材料として使用されることが多く，AM 用途でのよって測定した．各粉末の真密度は液相置換法によって材料としても広く普及している

6），7）．それに伴い，AM

用 Ni 基超合金においても，2 次 3 次溶解を行う溶製材同様に清浄度を高めることによる高品質性といった性能を要求されることが予想される．
一般的に清浄度に関して，溶製材においては古くより介在物が疲労強度におよぼす影響は知られている 8），9）．
Uhrus

8）

は， 玉 軸 受 鋼 の 疲 労 試 験 の 結 果 に 基 づ き，

測定した．

2.

2

積層造形物の製作方法

L-PBF 装 置：EOSINT M290（ 独 EOS 社 製 ） を 用 い，Alloy718 用の初期設定条件で，各粉末から Fig. 2 に示すような 12 mm 角× 20 mm 高さのブロック状の積層造形物を作製した．

30 μm より大きい酸化物系介在物の数をパラメータにと各積層造形物も粉末同様に成分を分析した．各積層造ると疲労寿命とよい相関があることを報告している．ま形物の相対密度は，積層造形物の密度をアルキメデス法でた，村上 9） は，介在物が基地組織との界面を有するこ

測定し，粉末の真密度測定結果により算出した．各積層造と，また，介在物そのものが割れて疲労き裂となること

形物断面におけるミクロ組織を光学顕微鏡にて観察した．

に着目して介在物を微小欠陥とみなし，微小欠陥を最大

Powder squeezing direction

主応力方向に投影してできる形状と寸法が疲労強度と相関があることを報告している．
AM においては，近年，L. Thijs ら 10） は O や N 量の多い粉末を用いて積層造形することによって積層造形物
内に酸化物や窒化物といった介在物やガス欠陥が増加することを報告している．また，P. Karimi ら 11） は粉末を繰り返し積層造形に使用することで粒子表面に酸化物が生成し，その酸化物起因で積層造形物内部のガス欠陥が増加することを報告している．しかしながら，介在物に着目し，AM 前後である粉末とその積層造形物において，介在物の組成や寸法，生成量の変化を観察し，介在物の

12

12

Part

20

Support4
10°
Built parts

Fig. 2. The shape and placement of build parts.

2. 3 粉末および造形物の介在物測定方法

生成・成長メカニズムを明らかにした報告は数少ない．

各粉末およびその積層造形物において，3 つの方法でそこで本稿では，L-PBF プロセスにおける介在物の挙介在物を測定した．介在物を調査する積層造形物は熱処動を調査することを目的に，製造方法の異なる 2 つの理を行わず，積層造形ままのものを使用した．それぞれ

Ni 基超合金 Alloy718 粉末を用いて積層造形を行い，粉の測定方法をまとめたものを Table 1 に示す．

技術資料＞ Ni 基超合金 Alloy718 の積層造形における介在物の生成挙動

31

Table 1. Measurement methods of inclusion of powder and AM materials.
MethodObjectPowderAM

InvestigationA

Successive observation
by SEM-EDX

Comparison of inclusions in
AM materials of A and B-✓

・Composition
・Number of inclusions
・Size

B

Optical observation
by SEM-EDX

Transformation of inclusionsby L-PBF process✓✓・Composition
・Number of inclusions
・Size

C

Extraction residue

Transformation of inclusionsby L-PBF process✓✓・Composition
・Amount of inclusions
・Size✓ : Investigated
A は製造方法の異なる供試材粉末の積層造形物において，介在物の違いを調査するため，各積層造形物の断面で観察面積：25 mm の視野における介在物の組成や個2数， 寸 法 を 全 自 動 SEM-EDX（PSEM Explorer，ASPEX- : Uninvestigated形物の相対密度はどちらも 99 % 以上であり，高密度な積層造形物が得られた．Powder B およびその積層造形

物は Powder A およびその積層造形物に比べて C およびO 量は変わらないが，N 量が多い．

粉末の外観写真を Fig. 3 に示す．Powder B では，異社製）を用いて測定した．
B は L-PBF プロセスにおける介在物の変化を調査す

形粉末およびサテライト粒子が付着した粉末がみられる

るため，各粉末とその積層造形物の断面で，最大寸法介が，どちらにおいても平均粒径（D50）での円形度は約

在物の組成や個数を SEM-EDX（S4700）を用いた任意の視野での観察によって分析した．粉末においては 1 水

準辺りの断面観察粒子数が 10000 粒子以上の観察を行っ0.90 であり，円形度の高い粉末が得られた．
Mean particle diameter (D50): 29.6 µm
D50 circularity: 0.90

Mean particle diameter (D50): 30.8 µm
D50 circularity: 0.89

た．また，積層造形物においては観察面積：0.15 mm2の視野で観察を行った．

C は抽出残渣法による各粉末とその積層造形物の介在物の組成や量，寸法を測定するため調査を行った．測定

100 µmに用いた粉末および積層造形物の重量は 2.0 g とし，抽出には臭素メタノール溶液を用い，0.2 μm メッシュのFig. 3. SEM micrograph of powder.

フィルタで介在物のみを濾しとった．フィルタに残存した介在物は SEM-EDX（S4700）によって観察した．

3.
3.

1

100 µm(b) Powder B(a) Powder A

粉末の粒度体積頻度分布を Fig. 4 に示す．各粉末とも

平均粒子径（D50）が約 30 μm で揃っており，粒度分布に大きな差異はみられない．

実験結果

各 積 層 造 形 物 断 面 の ミ ク ロ 組 織 を Fig. 5 に 示 す．

Powder A および Powder B のどちらの積層造形物におい粉末および造形物の特性ても，結晶粒がレーザースキャンによる溶融ビードをま

各粉末の粒度分布，各粉末およびその積層造形物の密度，相対密度，成分分析結果を Table 2 に示す．積層造

たぐように積層方向に長く成長しており，同様な金属組織が得られた．

Table 2. Powder and AM properties.
Particle size
Powder AM Relative
distribution
Powder measurement (μm) density density density(%)(g/cm3) (g/cm3)
D10
D50
D90
State
A

13.2

29.6

47.0

8.19

8.18

99.9

B

13.7

30.8

47.4

8.22

8.17

99.4

Chemical composition (wt%)
Cr

Mo

Al

Ti

Nb+Ta

O

Powder 0.02 52.2 19.0

C

Ni

3.0

0.4

0.9

5.1

0.01 0.01 Bal.

AM

0.02 52.5 18.9

3.0

0.4

0.9

5.1

0.02 0.02 Bal.

Powder 0.02 52.2 19.0

3.0

0.6

1.1

5.1

0.02 0.05 Bal.

AM

3.0

0.6

1.1

5.1

0.02 0.04 Bal.

0.01 51.8 18.7

NFe

電気製鋼 第 91 巻 1 号 2020 年

32示す．Powder A および Powder B どちらの積層造形物に12.0

た．また，観察された最大寸法の介在物の組成はどちら

Powder B

も（Al, Ti）
Ox であった．

8.0
6.0
4.0
2.0
0.0
1

10

100

Particle diameter (µm)

1000Fig. 4. Particle size distribution of powder.
Builddirection

4000

Number of Inclusions in AM (/25 mm2)

Frequency (%)

おいても，10 μm 以下の微小な介在物が多く観察されPowder A

10.0(Al, Ti)Ox

3000

854

2500

2298

2000
1500
1000

769

500

Relative dencity: 99.4 %Relative dencity: 99.9 %(Nb, Ti)(C, N)

3500

0

AM A

AM B

Fig. 6. Number of inclusions in AM materials.
Table 3. Chemical composition of inclusion (mol%).
100 µm(a) AM A(b) AM B
Fig. 5. OM images of AM material structure.

3.

2

Composition

全自動SEM-EDXによる観察結果

各粉末の積層造形物断面において，介在物の組成お面においては，Al と Ti の酸化物である（Al, Ti）
Ox のみ

いては，（Al, Ti）
Ox に加えて Nb と Ti の炭窒化物である（Nb, Ti）（C, N）も観察された．また，Powder B の積層造

形物は Powder A の積層造形物に比べて（Al, Ti）
Ox の個数が多く，さらに，（Nb, Ti）（C, N）も加えて観察されることから，介在物の個数は多い．
観察された介在物の寸法と介在物数の関係を Fig. 7 に

3.

(Al, Ti)Ox(Al, Ti)Ox(Nb, Ti)(C, N)

Al

19.7

20.5

0.0

Ti

8.4

10.5

32.9

3.0

2.4

5.9

C

4.2

2.1

5.0

O

64.7

62.7

0.0

N

0.0

1.8

56.2

Fig. 6 および Table 3 に示す．Powder A の積層造形物断が観察された．一方，Powder B の積層造形物断面にお

AM B

Nb

よび個数を全自動 SEM-EDX によって観察した結果を

Number of Inclusions in AM (/25 mm2)

AM A

100 µm3

SEM-EDXによる観察結果

各粉末およびその積層造形物の断面において，SEMEDX での任意の視野から観察された介在物画像および介在物の個数，最大寸法およびその組成を Fig. 8 に示
2 での結果と同様に，Powder A およびその積層

す．3.

造形物においては（Al, Ti）
Ox のみが観察され，Powder

B およびその積層造形物においては（Al, Ti）
Ox に加えて

AM A

AM B

(Al, Ti)Ox(Nb, Ti)(C, N)

1

2

3

Inclusion size (µm)

4

5

6

7

8

9

10 11 12 13 14 15

Fig. 7. Relationship of inclusion size and number in AM materials.

技術資料＞ Ni 基超合金 Alloy718 の積層造形における介在物の生成挙動（Nb, Ti）（C, N）も観察された．また，Powder B およびその積層造形物は，Powder A およびその積層造形物と比較し，介在物の個数が多い．
粉末と積層造形物を比較すると，Powder A およびそに加えて，デンドライト状の（Nb, Ti）（C, N）もみられた．それぞれの介在物の最大寸法は粉末と積層造形物で一致した．最大寸法の介在物の組成は（Nb, Ti）（C, N）であり，3.

の積層造形物において，観察された介在物の最大寸法にな差異はみられない．3．2 での結果では，Powder B の積層造形物断面において観察された最大寸法の介在物の組成は（Al, Ti）
Ox であったが，任意の SEM-EDX 視野から分析した本節においては，（Nb, Ti）（C, N）であった．
SEM image

State(Al, Ti)Ox(Nb, Ti)(C, N)

Powder A
5 µm

AM A
5 µm

Powder B
5 µm

5 µm

5 µm

5 µm

AM B

Number ofinclusions

The maximum
Inclusion size andcomposition15(/ 10000 particles)

4.5 µm, (Al, Ti)Ox19(/ 0.15 mm2)

5.5 µm, (Al, Ti) Ox

55(/ 10000 particles)

1.0 µm, (Al, Ti) Ox
5.0 µm, (Nb, Ti)(C, N)

60(/ 0.15 mm2)

2.5 µm, (Al, Ti) Ox
4.2 µm, (Nb, Ti)(C, N)

0.15
0.10
0.05
0.00

PowderAM

PowderA

AM
B

Fig. 9. Component of extracted inclusion.
State

The maximum size and composition
PowderAM

22.0 µm, (Al, Ti)Ox

22.5 µm, (Al, Ti)Ox

A

5 µm

and AM inclusion.

4

Ti

0.20

Fig. 8. SEM-EDX observation of cross section of powder

3.

Al

0.25

Composition (mass%)

法にわずかな違いがみられるが，（Nb, Ti）（C, N）に大き3 での結果と一致した．

0.30

大きな差異はみられない．また，Powder B およびその積層造形物おいては，観察された（Al, Ti）
Ox の最大寸

33

7.5 µm, (Al, Ti)Ox

抽出残渣法による観察結果

5 µm

8.0 µm, (Al, Ti)Ox

各粉末およびその積層造形物で化学抽出を行い，得られた抽出残渣の測定結果を Fig. 9 に示す．Powder A
およびその積層造形物においては，少量の Al 系および
Ti 系介在物がみられる．これは，Al および Ti 系の複合

B

5 µm

5 µm

17.5 µm, (Nb, Ti)(C, N)

14.0 µm, (Nb, Ti)(C, N)

5 µm

5 µm

的な酸化物である（Al, Ti）
Ox によるものと考えられる．

また，Powder B およびその積層造形物においては，少量の Al 系介在物および多量の Ti 系介在物がみられた．
これは多くの（Al, Ti）
Ox に加えて Nb および Ti 系の複合的な炭窒化物である（Nb, Ti）（C, N）
も加えて観察されることによるものと考えられる．3.

2，3.

3 での結果と同様で，各粉末とその積層造形物を比較すると，介在物量に大きな差異はみられない．

Fig. 10. SEM-EDX observation of extracted inclusion.

4．考察

各粉末およびその積層造形物において，フィルタに残製造方法の異なる粉末での積層造形物において，介在存した任意の最大寸法の介在物を SEM-EDX により観察物を比較するために行った全自動 SEM-EDX による連続形物においては，板状の（Al, Ti）
Ox が観察され，最大造形物においては，わずかな（Al, Ti）
Ox が観察された．

した結果を Fig. 10 に示す．Powder A およびその積層造寸法が粉末と積層造形物とで一致した．また，Powder
B およびその積層造形物においては，球状の（Al, Ti）
Ox

的な観察結果から，O，N 量の少ない Powder A の積層

一方，N 量の多い Powder B の積層造形物においては，
多くの（Al, Ti）
Ox に加えて（Nb, Ti）（C, N）も観察され

34

電気製鋼 第 91 巻 1 号 2020 年

0.8

る介在物の変化を調査するために行った SEM-EDX によ

0.7

る任意の視野での観察および抽出残渣による分析においても介在物に大きな差異がみられなかった．それらのことから，L-PBF プロセスである積層造形前後で，介在物の変化はほとんどなく，粉末内に存在した介在物が積層
造形物に残存したと考えられる．
しかしながら，粉末内の介在物はレーザー照射によるMole fraction (%)

るために介在物の量は多い．また，L-PBF プロセスによ

溶融・凝固プロセスにより，積層造形物内で成長またはLiquid
Al2O3

0.6

TiN

0.5

NbC

0.4
0.3
0.2
0.1

溶融することが予想される．

0

そこで，介在物の熱平衡状態での生成温度や生成量を500調査するため，JmatPro（材料物性値計算ソフトウェア ,1000

算出した．Powder A および B のそれぞれの成分組成に0.8

おける Al2O3 と TiN，NbC の熱平衡状態図を Fig. 11 に，生成ピークがあり，一つ目が 1503 K で生成量が 0.10

mol%，二つ目が 1173 K で生成量が 0.11 mol% であった．

Al2O3

0.6

TiN

0.5

NbC

0.4
0.3

NbC は 1523 K で析出し始め，温度低下によって二度

0.2mol%，二つ目が 983 K で生成量が 0.2 mol% であった．

0の生成ピークがあり，一つ目が 1293 K で生成量が 0.19

Liquid0.7

Mole fraction (%)

温度が低下しても生成量は 0.06 mol% で一定となる．

TiN は 1883 K で晶出し始め，温度低下によって二度の0.1

一方で Powder B においては，Al2O3 は 2273 K より晶

500

1000

1500

2000

2500

Temperature (K)出し始め，温度が低下しても生成量は 0.12 mol% で一定となる．TiN は 2083 K で晶出し始め，温度低下によって2500(a) Powder A

平衡状態での Al2O3 と TiN，NbC の生成温度や生成量をPowder A において，Al2O3 は 2193 K より晶出し始め，

2000

Temperature (K)Sente Software 社（英））を用いて Alloy718 における熱Al2O3 と TiN，NbC の溶解温度を Table 4 に示す．

1500(b) Powder B

二度の生成ピークがあり，一つ目が 1503 K で生成量がFig. 11. Calculation of the thermal balance state of

た．NbC は 1493 K で析出し始め，温度低下によって二Table 4. Calculation of soluvs temperature of inclusion

inclusion by JMatPro.

0.53 mol%，二つ目が 1193 K で生成量が 0.54 mol% であっ度の生成ピークがあり，一つ目が 1293 K で生成量が 0.14

by JMatPro.

mol%，二つ目が 993 K で生成量が 0.17 mol% であった．

Soluvs temperature (K)Powder A と Powder B で各介在物における生成量のピーク値を比較すると，NbC においては大きな差がみられなかったが，Powder B において，Al2O3 では生成量が 2 倍，TiN では約 5 倍に増加した計算結果となった．

Al2O3

TiN

NbC

A

2193

1883

1523

B

2273

2083

1493

Alloy718 粉末を用いた積層造形について書かれた報告

る急速溶融・急冷凝固プロセスによるものと考えられる．

～ 3273 K になることが報告されている 12），13）．JmatPro

いわれている 14）～ 16）．Umberto ら 14） は L-PBF でのレーにおいて，レーザー照射によって溶融池の温度は 2273の結果をふまえると，Al2O3 や TiN，NbC といった介在

L-PBF における凝固時の冷却速度は 105 ～ 107 Ks-1 とザー照射による溶融池の冷却速度を観察するために，物は，レーザー照射によって溶解温度に達して溶融されSUS316L 粉末において，高速度カメラやレーザー遮光る可能性がある．

フィルタなどで構成された独自の観察装置を用いて，

しかしながら，L-PBF プロセスである積層造形前後で，レーザー出力や走査速度を変化させながら，溶融池の介在物に変化がみられなかったのは，L-PBF の特異性であ

冷却速度を実測している．その結果によると，溶融池の技術資料＞ Ni 基超合金 Alloy718 の積層造形における介在物の生成挙動

35

冷却速度は 1.0 ～ 7.0 × 106 Ks-1 であった．また，J. W.

以上の結果から，推定される L-PBF プロセスにおけは，積層造形物断面にる介在物の生成メカニズムをまとめたものを Fig. 14 にSarah ら15）

や A. M. Mullis ら

16）観察される SDAS（Secondary Dendrite Arm Specing）より，示す．

まず，介在物を含む粉末によって粉末床が構成され（1）式によって積層造形時の冷却速度を算出している．
（1）

a ，b : Constant of valueる（Fig. 14(a)）．粉末内に存在する介在物はレーザー照射による溶融池の温度上昇から，溶融または成長されること，新たに介在物が生成されることが予想される（Fig.

ε : Cooling rate (Ks-1)

14(b)）．しかしながら，L-PBF プロセスの特異性である

本研究で得られた積層造形物の冷却速度を算出する

急速溶融および急冷凝固過程によって介在物に変化がなために用いた積層造形物断面の画像を Fig. 12 に示す．

く，粉末内に存在していた介在物が造形物内に残存したSDAS は 0.65 μm であり，冷却速度を算出すると 5.3 ×と考えられる（Fig. 14(c)）．したがって，粉末内の介在物

は，弊社内における実験に基づいて算出した値を使用し量は少なく，粉末内の介在物の多い Powder B はその造形た．算出した冷却速度は文献値とほぼ一致しており，本物においても介在物の量は多い．また，介在物は粉末と研究で得られた積層造形物の凝固時の冷却速度において積層造形物で変化がみられなかったと考えられる．

10 Ks であった．ここで，材料定数である a と b の値
5-1

も 10 ～ 10 Ks で推移したものと考えられる．
5

7

-1

の少ない Powder A はその積層造形物においても介在物の粉末製造を含めた介在物の生成メカニズムをまとめた

また，粉末製造における噴霧時の冷却速度は 105 ～108 Ks-1 であると言われており 17），積層造形物同様に，粉ものを Fig. 15 に示す．介在物は粉末製造における溶解時の熱平衡状態で溶湯内に生成される．噴霧時の冷却末においても断面にみられた SDAS から冷却速度を算出

速度は L-PBF における凝固プロセスと同等以上である

した．算出するために用いた粒子断面の画像を Fig. 13 にため，介在物は成長されずに粉末内に残存する．また，

1.1 × 10 Ks で文献に一致した．

急冷凝固過程においても溶融や成長するといった変化が示す．SDAS は 0.5 μm であり，冷却速度を算出すると
6-1

Fig. 14 で示した通り，L-PBF プロセスである急速凝固・粉末および積層造形物のどちらにおいても，介在物のなく，粉末内に存在した介在物が積層造形物内に残存し寸法よりも SDAS が小さく，介在物が変化するよりも速たと考えられる．つまり，積層造形物の介在物の生成にく母相が凝固されたことが推測される．

ついては粉末の製造工程が支配的であると考えられる．
Powder B

AM B(Nb, Ti)(C, N)

SDA

Build
directionS(Nb, Ti)(C, N)
SDA

S

10 µm

Cross-section of AM block

Cross-section of particle

Fig. 12. Cross section of AM block.

Fig. 13. Cross section of particle.
Laser scan
direction

Laser

10 µm

Laser scan
direction

Powder bed
Melting pool

Inclusions in powders

Non-melting inclusions(a) Construction of powder bed(b) Non-melting inclusions by laser
having inclusions
Fig. 14. Inclusion behavior of L-PBF process.

Remaining inclusions in AM material(c) Remaining inclusions
in AM material

36

電気製鋼 第 91 巻 1 号 2020 年

Cooling rate: 1.1 106 Ks-1

3273 K

Cooling rate: 5.3 105 Ks-1

1873 K
Temperature

Inclusions
in powder

Inclusions
in AM material

Inclusions
in molten metal

Melting

Inclusions
in molten metal

Atomization

L-PBF

Time

Fig. 15. Inclusion behavior of powder manufacturing and L-PBF process.

5．結論（1）O，Nの少ない Powder Aおよびその積層造形物では

10）L. Thijs，J. V. Humbeeck，K. Kempen，E. Yasa，
J. P. Kruth and M. Rombouts：Innovative Developments in
Virtual and Physical Prototyping，5（2011），297.

観察される介在物の量が少なく，Nおよび Al，Ti

11）P. Karimi，E. Sadeghi，D. Deng，H. Gruber，

それは，多くの（Al, Ti）
Oxに加えて（Nb, Ti）（C, N）

Advanced Manufacturing Technology，99（2018），2903．

量の多い Powder Bおよびその積層造形物では多い．

もみられるためである．
（2）L-PBFプロセスである積層造形前後において，介在物の個数や量，最大寸法およびその組成に大きな差異はみられない．それは，粉末内の介在物が L-PBF
プロセスの特異性である急速溶融・急冷凝固過程において，溶融や成長するといった変化がなく，積層造形物内に残存したためと推測される．したがって，
L-PBFプロセスにおいては介在物が変化する可能性は低いと考えられる．
（3）L-PBFにおける介在物は粉末の製造工程が支配的であると考えられる．

J. Andersson and P. Nylen：The International Journal of

12）L. Simeng，X. Hui，L. Keyang，X. Wenjia，L. Yanqin，
H. Xu，M. Jyoti and S. Lijun：Materials and Design，119（2017），351．
13）S. Qimin，G. Dongdong，X. Mujian，C. Sainan and
R. Ting：Optics & Laser Technology，84（2016），9．

14）S. B. Umberto，G. Gabe，W. Sheldon，J. M. Manyalibo
and M. S. Julie：Materials and Design，135（2017），385

15）J. W. Sarah，G. Zhengtao，L. Stephen，L. B. Jennifar，

Y. Wentao，G. Hyatt，F. E. Kornel，G. J. Wagner，L. K. Wing and C. Jian：Additive Manufacturing，27（2019），540．
16）A. M. Mullis，L. Farrell，R. F. Cochrane and N. J. Adkins：（文献）1）楢原弘之：計測と制御，56（2015），6，381．

2）小泉雄一郎，千葉晶彦，野村直之，中野貴由：まてりあ，56（2017），12，686．

Metallurgical and Materials Transactions B，44
（2013），992．

17）S. Chaorun，T. Xingling，Z. Xianjie，Junbiao Wang and
W. Weichao：Materials and Design 118（2017），66．

3）京極秀樹，池庄司敏孝，米原牧子：近畿大学次世代
基盤技術研究所報告，9（2018），55．

4）酒井仁史：素形材，54（2013），2，47．
5）田村知子：特殊鋼，65（2016），4，33．

6）F. Caiazzo，V. Alfieri，G. Corrado and P. Argenio：
The International Journal of Advanced Manufacturing

臼田輝貴

Technology，93（2017），4023

7）A. Hansel，M. Mori，M. Fujishima，Y. Oda，G. Hyatt，
E. Lavernia and J. P. Delplanque：Procedia CIRP，46（2016），579．
8）L. O. Uhrus：鉄と鋼，77（1968），104．

9）村上敬宜：鉄と鋼，75（1989），8，1267．

鈴木寿穂

山田慎之介

大﨑元嗣